JP2001131666A - ケース成形用Ａｌ−Ｍｎ−Ｍｇ系合金板およびその製造方法 - Google Patents
ケース成形用Ａｌ−Ｍｎ−Ｍｇ系合金板およびその製造方法Info
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Classifications
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01M—PROCESSES OR MEANS, e.g. BATTERIES, FOR THE DIRECT CONVERSION OF CHEMICAL ENERGY INTO ELECTRICAL ENERGY
- H01M50/00—Constructional details or processes of manufacture of the non-active parts of electrochemical cells other than fuel cells, e.g. hybrid cells
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-
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- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
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- Y02E60/10—Energy storage using batteries
Landscapes
- Sealing Battery Cases Or Jackets (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 加熱および内圧が加わる小型ケース、例え
ば、角型電池ケースの素材として、レーザー溶接性が良
好で、ケース使用時にフクレの生じにくい性質を備えた
Ａｌ−Ｍｎ−Ｍｇ系合金板およびその製造方法を提示す
る。 【解決手段】 Ｍｎ０．８〜２．０％およびＭｇ０．２
〜０．７５％を含み、不純物元素であるＳｉが０．０４
〜０．２％に、Ｆｅが０．０４〜０．６％に制御され、
残部他の不可避的不純物とＡｌからなる組成で、固溶Ｍ
ｎ量が０．２％以上であり、耐力が１７０〜２７０Ｎ／
ｍｍ2 の範囲にあるＡｌ−Ｍｎ−Ｍｇ系合金板。
ば、角型電池ケースの素材として、レーザー溶接性が良
好で、ケース使用時にフクレの生じにくい性質を備えた
Ａｌ−Ｍｎ−Ｍｇ系合金板およびその製造方法を提示す
る。 【解決手段】 Ｍｎ０．８〜２．０％およびＭｇ０．２
〜０．７５％を含み、不純物元素であるＳｉが０．０４
〜０．２％に、Ｆｅが０．０４〜０．６％に制御され、
残部他の不可避的不純物とＡｌからなる組成で、固溶Ｍ
ｎ量が０．２％以上であり、耐力が１７０〜２７０Ｎ／
ｍｍ2 の範囲にあるＡｌ−Ｍｎ−Ｍｇ系合金板。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、角型Ｌｉイオン電
池などのケース成形用に好適なＡｌ−Ｍｎ−Ｍｇ系合金
板に関し、特に良好なレーザー溶接性を有することによ
り電池製造時のレーザー溶接における接合不良が無く、
またケースの耐加熱フクレ性を向上することにより、自
動車内放置等で想定される７０〜９０℃の加熱および内
圧発生時にもケースの変形が少ない電池を得ることがで
き、電子機器用電池のケース素材として好適なアルミニ
ウム合金板に係る。
池などのケース成形用に好適なＡｌ−Ｍｎ−Ｍｇ系合金
板に関し、特に良好なレーザー溶接性を有することによ
り電池製造時のレーザー溶接における接合不良が無く、
またケースの耐加熱フクレ性を向上することにより、自
動車内放置等で想定される７０〜９０℃の加熱および内
圧発生時にもケースの変形が少ない電池を得ることがで
き、電子機器用電池のケース素材として好適なアルミニ
ウム合金板に係る。
【０００２】
【従来の技術】電池ケース等のケース用プレス成形素材
として、鉄系材料に代りＡｌ合金を用いることはケース
の軽量化のために有利である。特に、軽量化の要求によ
り携帯電話等に搭載される角形の小型Ｌｉイオン二次電
池ケースでは、アルミニウム合金板を素材とするものが
実用化されている。この角型電池のケース用材としてＡ
ｌ−Ｍｎ系合金、具体的には主に３００３合金（Ｍｎ：
１．０〜１．５ｗｔ％、Ｍｇ：無添加）が用いられるの
が通常である。
として、鉄系材料に代りＡｌ合金を用いることはケース
の軽量化のために有利である。特に、軽量化の要求によ
り携帯電話等に搭載される角形の小型Ｌｉイオン二次電
池ケースでは、アルミニウム合金板を素材とするものが
実用化されている。この角型電池のケース用材としてＡ
ｌ−Ｍｎ系合金、具体的には主に３００３合金（Ｍｎ：
１．０〜１．５ｗｔ％、Ｍｇ：無添加）が用いられるの
が通常である。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】この角型電池ケースの
肉厚としては現在、正面（最も面積の広い面）で０．５
mm前後のものが用いられているが、さらに肉厚を減らし
てケースの軽量化を進めることが求められており、その
ため３００３合金より機械的強度が高い成形素材が用い
られている。
肉厚としては現在、正面（最も面積の広い面）で０．５
mm前後のものが用いられているが、さらに肉厚を減らし
てケースの軽量化を進めることが求められており、その
ため３００３合金より機械的強度が高い成形素材が用い
られている。
【０００４】これに対し、Ｍｇを添加したＡｌ−Ｍｎ−
Ｍｇ合金、例えば３００４合金（Ｍｎ：１．０〜１．５
ｗｔ％、Ｍｇ：０．８〜１．３ｗｔ％）は機械的強度の
上で３００３合金より有利となる。しかし、３００４合
金のケースは蓋とのレーザー溶接の際に、溶接部に微小
な亀裂が入る問題がありレーザー溶接性の点から用いら
れていないのが現状である。
Ｍｇ合金、例えば３００４合金（Ｍｎ：１．０〜１．５
ｗｔ％、Ｍｇ：０．８〜１．３ｗｔ％）は機械的強度の
上で３００３合金より有利となる。しかし、３００４合
金のケースは蓋とのレーザー溶接の際に、溶接部に微小
な亀裂が入る問題がありレーザー溶接性の点から用いら
れていないのが現状である。
【０００５】また、電池ケースが加熱され内圧が発生し
た場合にフクレ変形が生じる問題があり、これは単に機
械的強度を高くするだけでは解決せず、合せて耐クリー
プ性を向上させる必要がある。たとえば、角形のＬｉイ
オン二次電池等が携帯電話等に搭載された場合、充電、
放電の繰り返しによる発熱や、夏場の外気温の高い条件
での自動車内放置状態を考えると、最高では７０〜９０
℃の温度にさらされると推定される。このような条件下
に長時間置かれると、電池内部で反応が進み気泡等の発
生により内圧が高まってケースにフクレ変形を生じる。
このフクレ変形は特定部位への応力集中による塑性変形
と、温度および内圧保持中に進行するクリープ変形によ
り生じるものである。このフクレ変形量が過大になった
際には、携帯電話等に組み込まれた電子部品を圧迫した
り、電子部品外側のケースに変形等の不具合を生じ、ま
た、ケースの蓋部分との溶接部分等に亀裂を生じ内容物
の漏れにより構成する電子部品に不具合を生じる等の問
題が生じる恐れがある。従って、ケースを薄肉化するた
めに、単に常温での機械的強度が高いだけでなく、加熱
と内圧が作用する状態でのフクレに対する抵抗が大きい
材料を用いることが必要となる。
た場合にフクレ変形が生じる問題があり、これは単に機
械的強度を高くするだけでは解決せず、合せて耐クリー
プ性を向上させる必要がある。たとえば、角形のＬｉイ
オン二次電池等が携帯電話等に搭載された場合、充電、
放電の繰り返しによる発熱や、夏場の外気温の高い条件
での自動車内放置状態を考えると、最高では７０〜９０
℃の温度にさらされると推定される。このような条件下
に長時間置かれると、電池内部で反応が進み気泡等の発
生により内圧が高まってケースにフクレ変形を生じる。
このフクレ変形は特定部位への応力集中による塑性変形
と、温度および内圧保持中に進行するクリープ変形によ
り生じるものである。このフクレ変形量が過大になった
際には、携帯電話等に組み込まれた電子部品を圧迫した
り、電子部品外側のケースに変形等の不具合を生じ、ま
た、ケースの蓋部分との溶接部分等に亀裂を生じ内容物
の漏れにより構成する電子部品に不具合を生じる等の問
題が生じる恐れがある。従って、ケースを薄肉化するた
めに、単に常温での機械的強度が高いだけでなく、加熱
と内圧が作用する状態でのフクレに対する抵抗が大きい
材料を用いることが必要となる。
【０００６】本発明は、上記の技術課題を解消して、レ
ーザー溶接性が良好で、温度上昇と内圧増加等によるケ
ースフクレが少ないケース成形素材用Ａｌ−Ｍｎ−Ｍｇ
系合金板を提供する事を目的とするものである。
ーザー溶接性が良好で、温度上昇と内圧増加等によるケ
ースフクレが少ないケース成形素材用Ａｌ−Ｍｎ−Ｍｇ
系合金板を提供する事を目的とするものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明者は、レーザー溶
接が良好で、かつケースが加熱と内圧によるフクレに対
する抵抗（以下、耐加熱フクレ性）に優れるようなＡｌ
−Ｍｎ−Ｍｇ系合金材料の必要条件や、その具体的な製
造方法について種々検討し、本発明に至った。そして、
Ｍｇの添加と共にＭｎ固溶量の制御を行い、レーザー溶
接性を損わないＭｇ添加量にて十分にケースの耐加熱フ
クレ性を向上させることを可能としたのである。具体的
には、本発明のＡｌ−Ｍｎ合金板は、Ｍｎ０．８〜２％
およびＭｇ０．２〜０．７５％を含み、不純物元素であ
るＳｉが０．０４〜０．２％に、Ｆｅが０．０４〜０．
６％に制御され、残部他の不可避的不純物とＡｌからな
る組成、あるいはさらにＣｕ０．０５〜０．２％、Ｃｒ
０．０２〜０．２％およびＺｒ０．０２〜０．２％のう
ち１種以上を含む組成であり、かつ固溶Ｍｎ量が０．２
％以上で、耐力が１７０〜２７０Ｎ／ｍｍ2 の範囲にあ
る。その製造方法は、鋳塊を３２０〜４１０℃で０．５
〜２０ｈ保持する予備加熱処理したのち、材料温度が４
１０℃を越えないように制御して熱間圧延を行い、その
後、圧下率３０〜７０％の最終冷間圧延を施すものであ
り、あるいは熱間圧延を行い、ついで１５％以上の圧下
率の冷間圧延を施し、昇温速度５℃／ｓ以上で３８０〜
５８０℃に加熱し、０〜２００ｓ保持して直ちに冷却速
度５℃／ｓ以上で降温する条件で中間焼鈍を行い、その
後、圧下率３０〜７０％の最終冷間圧延を施すものであ
り、さらには、最終冷間圧延後に昇温・冷却速度を１０
〜１００℃／ｈとして１６０〜２１０℃で１〜１８ｈ、
または昇温・冷却速度を５℃／ｓ以上として１８０〜２
６０℃で０〜２００ｓの焼鈍を行うものである。
接が良好で、かつケースが加熱と内圧によるフクレに対
する抵抗（以下、耐加熱フクレ性）に優れるようなＡｌ
−Ｍｎ−Ｍｇ系合金材料の必要条件や、その具体的な製
造方法について種々検討し、本発明に至った。そして、
Ｍｇの添加と共にＭｎ固溶量の制御を行い、レーザー溶
接性を損わないＭｇ添加量にて十分にケースの耐加熱フ
クレ性を向上させることを可能としたのである。具体的
には、本発明のＡｌ−Ｍｎ合金板は、Ｍｎ０．８〜２％
およびＭｇ０．２〜０．７５％を含み、不純物元素であ
るＳｉが０．０４〜０．２％に、Ｆｅが０．０４〜０．
６％に制御され、残部他の不可避的不純物とＡｌからな
る組成、あるいはさらにＣｕ０．０５〜０．２％、Ｃｒ
０．０２〜０．２％およびＺｒ０．０２〜０．２％のう
ち１種以上を含む組成であり、かつ固溶Ｍｎ量が０．２
％以上で、耐力が１７０〜２７０Ｎ／ｍｍ2 の範囲にあ
る。その製造方法は、鋳塊を３２０〜４１０℃で０．５
〜２０ｈ保持する予備加熱処理したのち、材料温度が４
１０℃を越えないように制御して熱間圧延を行い、その
後、圧下率３０〜７０％の最終冷間圧延を施すものであ
り、あるいは熱間圧延を行い、ついで１５％以上の圧下
率の冷間圧延を施し、昇温速度５℃／ｓ以上で３８０〜
５８０℃に加熱し、０〜２００ｓ保持して直ちに冷却速
度５℃／ｓ以上で降温する条件で中間焼鈍を行い、その
後、圧下率３０〜７０％の最終冷間圧延を施すものであ
り、さらには、最終冷間圧延後に昇温・冷却速度を１０
〜１００℃／ｈとして１６０〜２１０℃で１〜１８ｈ、
または昇温・冷却速度を５℃／ｓ以上として１８０〜２
６０℃で０〜２００ｓの焼鈍を行うものである。
【０００８】
【発明の実施の形態】まず合金成分について説明する。
【０００９】Ｍｎは、主に固溶状態において機械的強度
向上に寄与し、耐加熱フクレ性向上に寄与する添加元素
である。これは、固溶したＭｎが加熱・内圧負荷時のク
リープ変形に関る転位移動の抵抗として働くためであ
る。Ｍｎ添加量０．８％未満ではこの効果が不足し、ま
た機械的強度も低くなるため不適当である。Ｍｎ添加量
２％を越えると粗大な晶出物が多くなり成形性が問題と
なるためケース成形用素材として不適当である。従って
Ｍｎは０．８〜２．０％とする。なお、本発明の材料は
固溶Ｍｎ量を０．２％以上であることを必要とする。こ
れ以下であると、上述の固溶Ｍｎによる耐加熱フクレ性
向上に対する効果が不十分となる。なお固溶Ｍｎ量を
０．４％以上とするとさらに望ましい。この固溶Ｍｎ量
は、図１のようなフェノール分析法により測定されるも
のである。
向上に寄与し、耐加熱フクレ性向上に寄与する添加元素
である。これは、固溶したＭｎが加熱・内圧負荷時のク
リープ変形に関る転位移動の抵抗として働くためであ
る。Ｍｎ添加量０．８％未満ではこの効果が不足し、ま
た機械的強度も低くなるため不適当である。Ｍｎ添加量
２％を越えると粗大な晶出物が多くなり成形性が問題と
なるためケース成形用素材として不適当である。従って
Ｍｎは０．８〜２．０％とする。なお、本発明の材料は
固溶Ｍｎ量を０．２％以上であることを必要とする。こ
れ以下であると、上述の固溶Ｍｎによる耐加熱フクレ性
向上に対する効果が不十分となる。なお固溶Ｍｎ量を
０．４％以上とするとさらに望ましい。この固溶Ｍｎ量
は、図１のようなフェノール分析法により測定されるも
のである。
【００１０】Ｍｇは固溶強化により機械的強度向上に寄
与し、固溶Ｍｎとともに耐加熱フクレ性を向上させる効
果を持つ添加元素である。しかし、過度の添加によりレ
ーザー溶接性を低下させるという問題もあり、他の成分
とのバランスで適正な添加量の範囲が定められる。Ｍｇ
添加量が０．２％未満であると、機械的強度および耐加
熱フクレ性向上に対する効果が不十分である。一方、Ｍ
ｇ添加量が０．７５％を超えると、レーザー溶接性の低
下、具体的には溶接部のクラックが発生しやすいため不
適当である。従って、Ｍｇ量は０．２〜０．７５％とす
る。なお、Ｍｇの添加のみで耐加熱フクレ性を向上させ
るためには本発明範囲を超えたＭｇ添加量が必要とな
り、良好なレーザー溶接性との両立が困難となる。この
ため、本発明では固溶ＭｎとＭｇの両方の効果を利用す
ることにより、良好なレーザー溶接性を損わないＭｇ添
加量範囲内での耐加熱フクレ性向上が可能となった。
与し、固溶Ｍｎとともに耐加熱フクレ性を向上させる効
果を持つ添加元素である。しかし、過度の添加によりレ
ーザー溶接性を低下させるという問題もあり、他の成分
とのバランスで適正な添加量の範囲が定められる。Ｍｇ
添加量が０．２％未満であると、機械的強度および耐加
熱フクレ性向上に対する効果が不十分である。一方、Ｍ
ｇ添加量が０．７５％を超えると、レーザー溶接性の低
下、具体的には溶接部のクラックが発生しやすいため不
適当である。従って、Ｍｇ量は０．２〜０．７５％とす
る。なお、Ｍｇの添加のみで耐加熱フクレ性を向上させ
るためには本発明範囲を超えたＭｇ添加量が必要とな
り、良好なレーザー溶接性との両立が困難となる。この
ため、本発明では固溶ＭｎとＭｇの両方の効果を利用す
ることにより、良好なレーザー溶接性を損わないＭｇ添
加量範囲内での耐加熱フクレ性向上が可能となった。
【００１１】Ｓｉは、含有量が多いほどＭｎの析出を促
進する作用がある。そこで０．２％を越えてＳｉを含有
すると固溶Ｍｎが減少し、その結果固溶Ｍｎによるフク
レ防止効果が阻害され耐加熱フクレ性が低下するため不
適当である。なおＳｉは０．１２％以下とすればさらに
望ましい。また、Ｓｉを０．０４％未満に低減すること
はこれ以上の特性向上に結びつかないにもかかわらず、
高純度地金を必要とし高コストとなるので不適当であ
る。
進する作用がある。そこで０．２％を越えてＳｉを含有
すると固溶Ｍｎが減少し、その結果固溶Ｍｎによるフク
レ防止効果が阻害され耐加熱フクレ性が低下するため不
適当である。なおＳｉは０．１２％以下とすればさらに
望ましい。また、Ｓｉを０．０４％未満に低減すること
はこれ以上の特性向上に結びつかないにもかかわらず、
高純度地金を必要とし高コストとなるので不適当であ
る。
【００１２】Ｆｅは０．６％を越えて添加されると、粗
大な晶出物を生じ易くケース成形性に悪影響を及ぼすた
め不適当である。なおＦｅ添加量は０．４％以下であれ
ばさらに望ましい。Ｆｅを０．０４％未満に低減するこ
とはこれ以上の特性向上に結びつかないにもかかわら
ず、高純度地金を必要とし高コストとなるので不適当で
ある。
大な晶出物を生じ易くケース成形性に悪影響を及ぼすた
め不適当である。なおＦｅ添加量は０．４％以下であれ
ばさらに望ましい。Ｆｅを０．０４％未満に低減するこ
とはこれ以上の特性向上に結びつかないにもかかわら
ず、高純度地金を必要とし高コストとなるので不適当で
ある。
【００１３】Ｃｕ、Ｃｒ、Ｚｒは、耐加熱フクレ性の向
上に効果のある添加元素である。Ｃｕを０．０５〜０．
２％のＣｕを添加することにより、耐加熱フクレ性が向
上するとともに機械的強度が向上する。ただしＣｕ量が
規定より多いと、レーザー溶接製が低下するため不適当
である。ＣｒおよびＺｒを０．０２〜０．２％添加する
事で、耐加熱フクレ性が向上するとともに結晶粒の安定
化がはかられ、諸特性のバラツキが低減する。ただし規
定より多いと鋳造時に粗大晶出物が形成され、ケース成
形性が悪くなるため不適当である。
上に効果のある添加元素である。Ｃｕを０．０５〜０．
２％のＣｕを添加することにより、耐加熱フクレ性が向
上するとともに機械的強度が向上する。ただしＣｕ量が
規定より多いと、レーザー溶接製が低下するため不適当
である。ＣｒおよびＺｒを０．０２〜０．２％添加する
事で、耐加熱フクレ性が向上するとともに結晶粒の安定
化がはかられ、諸特性のバラツキが低減する。ただし規
定より多いと鋳造時に粗大晶出物が形成され、ケース成
形性が悪くなるため不適当である。
【００１４】このほか、アルミニウム合金の鋳造の際に
一般的に添加されるＴｉ系あるいはＴｉ−Ｂ系の微細化
剤に起因するＴｉは０．１％以下、Ｂは０．０３％以下
の範囲で含んでもよい。
一般的に添加されるＴｉ系あるいはＴｉ−Ｂ系の微細化
剤に起因するＴｉは０．１％以下、Ｂは０．０３％以下
の範囲で含んでもよい。
【００１５】本発明のＡｌ−Ｍｎ−Ｍｇ合金板の耐力
は、１７０〜２７０Ｎ／ｍｍ2 の範囲に制御される必要
がある。１７０Ｎ／ｍｍ2 より低いと、成形されたケー
スに内圧がかかった時に単純に塑性変形でのフクレが生
じやすいため不適当である。また、２７０Ｎ／ｍｍ2 よ
り高い耐力であると成形が困難であるため不適当であ
る。
は、１７０〜２７０Ｎ／ｍｍ2 の範囲に制御される必要
がある。１７０Ｎ／ｍｍ2 より低いと、成形されたケー
スに内圧がかかった時に単純に塑性変形でのフクレが生
じやすいため不適当である。また、２７０Ｎ／ｍｍ2 よ
り高い耐力であると成形が困難であるため不適当であ
る。
【００１６】次に本発明材の製造方法について説明す
る。
る。
【００１７】鋳造は通常の半連続鋳造法（ＤＣ法）およ
び板連続鋳造法（ＣＣ法）のいずれでも行うことができ
る。諸特性の安定および量産性ではＤＣ材が有利である
が、高いＭｎ固溶量を容易に実現するにはＣＣ法を用い
るのが有利である。
び板連続鋳造法（ＣＣ法）のいずれでも行うことができ
る。諸特性の安定および量産性ではＤＣ材が有利である
が、高いＭｎ固溶量を容易に実現するにはＣＣ法を用い
るのが有利である。
【００１８】熱間圧延前の予備加熱処理は３２０〜４１
０℃で０．５〜２０ｈ保持する条件で行う。この条件よ
り高温になるかあるいは長時間加熱されると、Ｍｎの析
出が過度に生じて、最終的にケースの耐加熱フクレ性が
低下する。また、この範囲より低温あるいは短時間であ
ると、熱間圧延が安定して行えないため不適当である。
また、熱間圧延中の材料温度は、４１０℃を越えないよ
うに制御する必要がある。これより高温になると過度に
Ｍｎの析出が生じて、成形されたケースの耐加熱フクレ
性が低下するので不適当である。なお熱間圧延では少な
くとも５０％以上の圧下を加えることが望ましい。
０℃で０．５〜２０ｈ保持する条件で行う。この条件よ
り高温になるかあるいは長時間加熱されると、Ｍｎの析
出が過度に生じて、最終的にケースの耐加熱フクレ性が
低下する。また、この範囲より低温あるいは短時間であ
ると、熱間圧延が安定して行えないため不適当である。
また、熱間圧延中の材料温度は、４１０℃を越えないよ
うに制御する必要がある。これより高温になると過度に
Ｍｎの析出が生じて、成形されたケースの耐加熱フクレ
性が低下するので不適当である。なお熱間圧延では少な
くとも５０％以上の圧下を加えることが望ましい。
【００１９】本発明の製造法の一つとしては、熱間圧延
の次に圧下率３０〜７０％の最終冷間圧延を施す。圧下
率が３０％より低いと、機械的強さが不足し、初期の塑
性変形により大きなフクレが起こってしまうため不適当
である。一方７０％を越えると耐力などの機械的強度は
高くなるが成形が困難となり、また多くの可動転位を組
識中に含み最終的に成形された後のケースでも可動転位
が多くなるため、クリープ変形が起こりやすくなるので
不適当である。
の次に圧下率３０〜７０％の最終冷間圧延を施す。圧下
率が３０％より低いと、機械的強さが不足し、初期の塑
性変形により大きなフクレが起こってしまうため不適当
である。一方７０％を越えると耐力などの機械的強度は
高くなるが成形が困難となり、また多くの可動転位を組
識中に含み最終的に成形された後のケースでも可動転位
が多くなるため、クリープ変形が起こりやすくなるので
不適当である。
【００２０】また、本発明の別の製造方法としては、熱
間圧延後に１５％以上の圧下率の冷間圧延を行ない、急
速加熱冷却による中間焼鈍を施し、次に圧下率３５〜７
０％の冷間圧延を施すものである。中間焼鈍前の冷間圧
延の圧下率は１５％より低いと中間焼鈍での再結晶が不
安定となり不均一な組織となる恐れがある。この中間焼
鈍は、連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）により実施することが
望ましく、昇温５℃／ｓ以上で３８０〜５８０℃に加熱
し、０〜２００ｓ保持して直ちに冷却速度５℃／ｓ以上
で降温する条件で行う。ここで０ｓ保持とは、所定温度
に到達後、直ちに冷却する条件である。この様な急速加
熱冷却による焼鈍方法でないとＭｎの析出が生じ、Ｍｎ
固溶量が低くなるので不適当である。中間焼鈍後の最終
冷間圧延での圧下率を３５〜７０％とする。これより低
いと機械的強さが不足し、初期の塑性変形により大きな
フクレが起こってしまうため不適当である。この圧下率
が７０％を越えると、耐力などの機械的強度は高くなる
がプレス成形が困難となり、また多くの可動転位を組識
中に含み最終的に成形された後のケースでも可動転位が
多くなるためクリープ変形が起こりやすくなるので不適
当である。
間圧延後に１５％以上の圧下率の冷間圧延を行ない、急
速加熱冷却による中間焼鈍を施し、次に圧下率３５〜７
０％の冷間圧延を施すものである。中間焼鈍前の冷間圧
延の圧下率は１５％より低いと中間焼鈍での再結晶が不
安定となり不均一な組織となる恐れがある。この中間焼
鈍は、連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）により実施することが
望ましく、昇温５℃／ｓ以上で３８０〜５８０℃に加熱
し、０〜２００ｓ保持して直ちに冷却速度５℃／ｓ以上
で降温する条件で行う。ここで０ｓ保持とは、所定温度
に到達後、直ちに冷却する条件である。この様な急速加
熱冷却による焼鈍方法でないとＭｎの析出が生じ、Ｍｎ
固溶量が低くなるので不適当である。中間焼鈍後の最終
冷間圧延での圧下率を３５〜７０％とする。これより低
いと機械的強さが不足し、初期の塑性変形により大きな
フクレが起こってしまうため不適当である。この圧下率
が７０％を越えると、耐力などの機械的強度は高くなる
がプレス成形が困難となり、また多くの可動転位を組識
中に含み最終的に成形された後のケースでも可動転位が
多くなるためクリープ変形が起こりやすくなるので不適
当である。
【００２１】本発明のケース用素材は、最終の冷間圧延
のままで成形素材として使用することができるが、これ
に最終焼鈍を加えて用いることもできる。その場合、昇
温・冷却速度１０〜１００℃／ｈ、焼鈍温度１６０〜２
１０℃、保持時間１〜１８ｈの焼鈍条件が好適である
が、この条件はバッチ式の焼鈍装置で行うのに適してい
る。また、昇温・冷却速度を５℃／ｓ以上として１８０
〜２６０℃で０〜２００ｓの焼鈍を行う最終焼鈍条件も
採用できるが、これは急速加熱および冷却が可能な連続
焼鈍ライン（ＣＡＬ）により実施することができる。こ
の最終焼鈍は、冷間圧延により生じた可動転位を低減す
る効果と、一部で固溶Ｍｎの転位近傍への偏析を起こし
てクリープ変形時の転移移動への抵抗を増大させる効果
を持ち、さらなる耐加熱フクレ性の向上を可能とするも
のである。
のままで成形素材として使用することができるが、これ
に最終焼鈍を加えて用いることもできる。その場合、昇
温・冷却速度１０〜１００℃／ｈ、焼鈍温度１６０〜２
１０℃、保持時間１〜１８ｈの焼鈍条件が好適である
が、この条件はバッチ式の焼鈍装置で行うのに適してい
る。また、昇温・冷却速度を５℃／ｓ以上として１８０
〜２６０℃で０〜２００ｓの焼鈍を行う最終焼鈍条件も
採用できるが、これは急速加熱および冷却が可能な連続
焼鈍ライン（ＣＡＬ）により実施することができる。こ
の最終焼鈍は、冷間圧延により生じた可動転位を低減す
る効果と、一部で固溶Ｍｎの転位近傍への偏析を起こし
てクリープ変形時の転移移動への抵抗を増大させる効果
を持ち、さらなる耐加熱フクレ性の向上を可能とするも
のである。
【００２２】
【実施例】以下、本発明の実施例について説明する。
【００２３】＜実施例１＞通常のＤＣ法（半連続鋳造
法）で表１に示す本発明範囲組成の合金を鋳造し、次に
表２の製造条件で板厚０．８ｍｍの圧延板とした。なお
最終焼鈍の昇温、冷却は、発明例Ｇ−９が昇温１０℃／
ｓ、冷却１０℃／ｓ、他は昇温５０℃／ｈ、冷却１５０
℃／ｈの条件で行った。
法）で表１に示す本発明範囲組成の合金を鋳造し、次に
表２の製造条件で板厚０．８ｍｍの圧延板とした。なお
最終焼鈍の昇温、冷却は、発明例Ｇ−９が昇温１０℃／
ｓ、冷却１０℃／ｓ、他は昇温５０℃／ｈ、冷却１５０
℃／ｈの条件で行った。
【００２４】
【表１】
【００２５】
【表２】
【００２６】できあがった圧延板についてＭｎ固溶量と
耐力を測定した。また圧延板を多段のプレス成形により
図２に示すケース厚さ８ｍｍ、幅３０ｍｍで角がＲ１．
５ｍｍの断面を持ち、高さ４５ｍｍで肉厚０．４５ｍｍ
の角型ケースとした。実用化されている肉厚約０．５ｍ
ｍのものに対して、これは１０％程度薄肉化した試験で
ある。次に０．８ｍｍの圧延板をケースの肉厚と同じの
板厚０．４５ｍｍまで冷間圧延加工した板を突合わせ
て、１回当りの照射エネルギー５Ｊ、パルス数２０Ｈ
ｚ、ビーム径０．６ｍｍ、４００ｍｍ／ｍｉｎの速度で
溶接長２００ｍｍのレーザー溶接を同一材に対して６回
行い、工業顕微鏡にて溶接部での微小な割れの発生の有
無を確認するレーザー溶接性試験を行った。割れの有無
により、○：割れ無し、×：割れ有り、××：割れ顕著
と評価した。また、電池が加熱されて電池内容物の反応
により内圧が生じた場合を模して、成形したケースを８
５℃で保持しながら、図３の概略図の装置で２ｋｇ／ｃ
ｍ2の内圧をかけ２４ｈ保持する加熱内圧フクレ試験を
同一材について３回行い、フクレ量（ケース厚さの増
加）を平均値で評価した。その結果を表３に示す。
耐力を測定した。また圧延板を多段のプレス成形により
図２に示すケース厚さ８ｍｍ、幅３０ｍｍで角がＲ１．
５ｍｍの断面を持ち、高さ４５ｍｍで肉厚０．４５ｍｍ
の角型ケースとした。実用化されている肉厚約０．５ｍ
ｍのものに対して、これは１０％程度薄肉化した試験で
ある。次に０．８ｍｍの圧延板をケースの肉厚と同じの
板厚０．４５ｍｍまで冷間圧延加工した板を突合わせ
て、１回当りの照射エネルギー５Ｊ、パルス数２０Ｈ
ｚ、ビーム径０．６ｍｍ、４００ｍｍ／ｍｉｎの速度で
溶接長２００ｍｍのレーザー溶接を同一材に対して６回
行い、工業顕微鏡にて溶接部での微小な割れの発生の有
無を確認するレーザー溶接性試験を行った。割れの有無
により、○：割れ無し、×：割れ有り、××：割れ顕著
と評価した。また、電池が加熱されて電池内容物の反応
により内圧が生じた場合を模して、成形したケースを８
５℃で保持しながら、図３の概略図の装置で２ｋｇ／ｃ
ｍ2の内圧をかけ２４ｈ保持する加熱内圧フクレ試験を
同一材について３回行い、フクレ量（ケース厚さの増
加）を平均値で評価した。その結果を表３に示す。
【００２７】
【表３】
【００２８】表に示されるように、発明例のものはすべ
て問題なくケース成形できた。またレーザー溶接におい
ても割れの発生が無くレーザー溶接性に優れており、ま
たフクレも小さく、本発明のＡｌ−Ｍｎ−Ｍｇ系合金板
を素材とした角形ケースは、耐加熱フクレ性に優れ、こ
の材料のレーザー溶接性が良好であることが明らかであ
る。これに対して、比較例はいずれかの特性が劣ってい
る。ＮＧ１はＭｎ量が本発明の範囲以下の合金を用いた
ものであり、このためＭｎ固溶量も少なく、その結果、
耐力が低くフクレも大きくなってしまっている。ＮＧ２
はＭｎ量が本発明の範囲以上の合金を用いたものであ
り、鋳造時に鋳塊の一部に割れが発生して圧延板の製造
ができなかった。ＮＧ３はＭｇ量が本発明の範囲以下の
合金を用いたものであり、耐力がやや低くまたフクレが
多くなってしまっている。ＮＧ４はＭｇ量が本発明の範
囲以上に多量に含まれているものであり、耐力、耐加熱
フクレ性は充分であるもののレーザー溶接性が悪くなっ
ている。ＮＧ５はＭｇ量が本発明の範囲以上に多量に含
まれているものであり、耐力は充分であるものの強度が
強くなりすぎてケース成形時に一部に割れが発生した。
またレーザー溶接性が悪くなっている。割れの発生して
いないケースに対してフクレ試験を行った結果、耐加熱
フクレ性は良好であった。ＮＧ６はＦｅ、Ｓｉ量が本発
明の規定を越えた合金を用いたものであり、粗大晶出物
が形成されており、このためケース成形時に粗大晶出物
を起点として局部割れを生じたものがあった。割れの無
い成形ケースを選びフクレ試験を実施したところＭｎ固
溶量が低いため、フクレ量が大きくなっている。ＮＧ７
はＣｕを本発明の範囲以上に多量に添加したものであ
り、耐力、耐加熱フクレ性は充分であるものの、レーザ
ー溶接性が悪くなっている。ＮＧ８はＣｒ、Ｚｒを本発
明の範囲以上に多量に添加したものであり、粗大晶出物
が形成されているためケース成形時に局部割れが生じて
健全なケースが得られず、フクレ試験が実施できなかっ
た。ＮＧ９は本発明の規定を満たす合金成分であるが、
最終冷間圧延率が低い製造方法を用いたものであり、こ
のため耐力が低く、フクレ量が大きなものとなってしま
っている。ＮＧ１０は本発明の規定を満たす合金成分で
あるが、熱間予備加熱条件が本発明の規定より高温で行
い、熱間圧延中の最高材温も高すぎたため、Ｍｎ固溶量
が減少し、このためフクレ量が大きなものとなってしま
っている。ＮＧ１１は本発明の規定を満たす合金成分で
あるが、最終冷間圧延率が本発明の規定より大きな製造
条件であり、そのため耐力が大きくなりすぎ、ケース成
形時に割れが発生してしまい、フクレ試験ができなかっ
た。
て問題なくケース成形できた。またレーザー溶接におい
ても割れの発生が無くレーザー溶接性に優れており、ま
たフクレも小さく、本発明のＡｌ−Ｍｎ−Ｍｇ系合金板
を素材とした角形ケースは、耐加熱フクレ性に優れ、こ
の材料のレーザー溶接性が良好であることが明らかであ
る。これに対して、比較例はいずれかの特性が劣ってい
る。ＮＧ１はＭｎ量が本発明の範囲以下の合金を用いた
ものであり、このためＭｎ固溶量も少なく、その結果、
耐力が低くフクレも大きくなってしまっている。ＮＧ２
はＭｎ量が本発明の範囲以上の合金を用いたものであ
り、鋳造時に鋳塊の一部に割れが発生して圧延板の製造
ができなかった。ＮＧ３はＭｇ量が本発明の範囲以下の
合金を用いたものであり、耐力がやや低くまたフクレが
多くなってしまっている。ＮＧ４はＭｇ量が本発明の範
囲以上に多量に含まれているものであり、耐力、耐加熱
フクレ性は充分であるもののレーザー溶接性が悪くなっ
ている。ＮＧ５はＭｇ量が本発明の範囲以上に多量に含
まれているものであり、耐力は充分であるものの強度が
強くなりすぎてケース成形時に一部に割れが発生した。
またレーザー溶接性が悪くなっている。割れの発生して
いないケースに対してフクレ試験を行った結果、耐加熱
フクレ性は良好であった。ＮＧ６はＦｅ、Ｓｉ量が本発
明の規定を越えた合金を用いたものであり、粗大晶出物
が形成されており、このためケース成形時に粗大晶出物
を起点として局部割れを生じたものがあった。割れの無
い成形ケースを選びフクレ試験を実施したところＭｎ固
溶量が低いため、フクレ量が大きくなっている。ＮＧ７
はＣｕを本発明の範囲以上に多量に添加したものであ
り、耐力、耐加熱フクレ性は充分であるものの、レーザ
ー溶接性が悪くなっている。ＮＧ８はＣｒ、Ｚｒを本発
明の範囲以上に多量に添加したものであり、粗大晶出物
が形成されているためケース成形時に局部割れが生じて
健全なケースが得られず、フクレ試験が実施できなかっ
た。ＮＧ９は本発明の規定を満たす合金成分であるが、
最終冷間圧延率が低い製造方法を用いたものであり、こ
のため耐力が低く、フクレ量が大きなものとなってしま
っている。ＮＧ１０は本発明の規定を満たす合金成分で
あるが、熱間予備加熱条件が本発明の規定より高温で行
い、熱間圧延中の最高材温も高すぎたため、Ｍｎ固溶量
が減少し、このためフクレ量が大きなものとなってしま
っている。ＮＧ１１は本発明の規定を満たす合金成分で
あるが、最終冷間圧延率が本発明の規定より大きな製造
条件であり、そのため耐力が大きくなりすぎ、ケース成
形時に割れが発生してしまい、フクレ試験ができなかっ
た。
【００２９】＜実施例２＞表１のｂ、ｃの合金について
ＣＣ法（連続鋳造圧延法）で板厚６ｍｍの板状の鋳造材
を作製し、これを表４の条件で０．８ｍｍの圧延板とし
た。これを実施例１の場合と同様に成形し試験を実施し
た。さらに、実施例１と同様にレーザー溶接性を調べ
た。その結果を表５に示す。
ＣＣ法（連続鋳造圧延法）で板厚６ｍｍの板状の鋳造材
を作製し、これを表４の条件で０．８ｍｍの圧延板とし
た。これを実施例１の場合と同様に成形し試験を実施し
た。さらに、実施例１と同様にレーザー溶接性を調べ
た。その結果を表５に示す。
【００３０】
【表４】
【００３１】
【表５】
【００３２】表４より、本発明例のＡｌ−Ｍｎ−Ｍｇ系
合金板を素材とした場合、レーザー溶接性に優れている
とともに、角形ケースの耐加熱フクレ性が優れることわ
かる。ＤＣ鋳造法（半連続鋳造法）による実施例１と比
較すると、同一合金を用いてもＭｎ固溶量が多くなって
おり、これによりフクレ量がさらに小さなものとなって
おり、より耐加熱フクレ性に優れていることがわかる。
これに対して比較例のＮＧ１４、ＮＧ１５は合金成分は
本発明の範囲内であるものの、熱延予備加熱条件が本発
明の範囲から外れており熱間圧延中の材料温度も本発明
の範囲から外れているため、Ｍｎ固溶量が少なくなって
おり、また耐力が低く、レーザー溶接性は良好であるも
ののフクレ量が大きくなってしまっている。
合金板を素材とした場合、レーザー溶接性に優れている
とともに、角形ケースの耐加熱フクレ性が優れることわ
かる。ＤＣ鋳造法（半連続鋳造法）による実施例１と比
較すると、同一合金を用いてもＭｎ固溶量が多くなって
おり、これによりフクレ量がさらに小さなものとなって
おり、より耐加熱フクレ性に優れていることがわかる。
これに対して比較例のＮＧ１４、ＮＧ１５は合金成分は
本発明の範囲内であるものの、熱延予備加熱条件が本発
明の範囲から外れており熱間圧延中の材料温度も本発明
の範囲から外れているため、Ｍｎ固溶量が少なくなって
おり、また耐力が低く、レーザー溶接性は良好であるも
ののフクレ量が大きくなってしまっている。
【００３３】
【発明の効果】本発明のＡｌ−Ｍｎ−Ｍｇ系合金は、固
溶ＭｎとＭｇの両方の効果を利用することにより、レー
ザー溶接性を損わなず、かつケースの耐加熱フクレ性向
上を可能としたものである。これにより、電池製造時の
蓋材とのレーザー溶接による接合に支障がなく、またケ
ースの肉厚を薄くしても自動車内放置等で想定される７
０〜９０℃の加熱および内圧発生時にもフクレ変形を抑
えられケースの変形が少ないことから、本発明にかかる
合金板は軽量・安全が要求される電子機器用角型Ｌｉイ
オン電池のケース素材として好適である。特に小型軽量
の角形Ｌｉイオン電池のケース素材として有用性が高
い。
溶ＭｎとＭｇの両方の効果を利用することにより、レー
ザー溶接性を損わなず、かつケースの耐加熱フクレ性向
上を可能としたものである。これにより、電池製造時の
蓋材とのレーザー溶接による接合に支障がなく、またケ
ースの肉厚を薄くしても自動車内放置等で想定される７
０〜９０℃の加熱および内圧発生時にもフクレ変形を抑
えられケースの変形が少ないことから、本発明にかかる
合金板は軽量・安全が要求される電子機器用角型Ｌｉイ
オン電池のケース素材として好適である。特に小型軽量
の角形Ｌｉイオン電池のケース素材として有用性が高
い。
【図１】固溶Ｍｎ量の分析方法を示すフローチャートで
ある。
ある。
【図２】実施例で成形したケースの高さ方向に垂直な断
面の形状を示す模式図である。
面の形状を示す模式図である。
【図３】実施例で行ったフクレ試験を示す断面図であ
る。
る。
１ 電池ケース ２ 固定治具 ３ シリコンゴムシール ４ シリコンゴム
フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｆ 1/00 ６３０ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６３０Ａ ６６１ ６６１Ｚ ６８２ ６８２ ６８３ ６８３ ６８５ ６８５ ６９１ ６９１Ｂ ６９１Ｃ ６９２ ６９２Ａ ６９４ ６９４Ａ
Claims (6)
- 【請求項１】 Ｍｎ０．８〜２．０％およびＭｇ０．２
〜０．７５％を含み、不純物元素であるＳｉが０．０４
〜０．２％に、Ｆｅが０．０４〜０．６％に制御され、
残部他の不可避的不純物とＡｌからなる組成で、固溶Ｍ
ｎ量が０．２％以上であり、耐力が１７０〜２７０Ｎ／
ｍｍ2 の範囲にあることを特徴とするレーザー溶接性が
良好で、耐加熱フクレ性に優れたケース成形素材用Ａｌ
−Ｍｎ−Ｍｇ系合金板。 - 【請求項２】 Ｍｎ０．８〜２．０％およびＭｇ０．２
〜０．７５％を含み、不純物元素であるＳｉが０．０４
〜０．２％に、Ｆｅが０．０４〜０．６％に制御され、
Ｃｕ０．０５〜０．２％、Ｃｒ０．０２〜０．２％およ
びＺｒ０．０２〜０．２％のうち１種以上を含み、残部
他の不可避的不純物とＡｌからなる組成で、固溶Ｍｎ量
が０．２％以上であり、耐力が１７０〜２７０Ｎ／ｍｍ
2 の範囲にあることを特徴とするレーザー溶接性が良好
で、耐加熱フクレ性に優れたケース成形素材用Ａｌ−Ｍ
ｎ−Ｍｇ系合金板。 - 【請求項３】 請求項１または２記載のアルミニウム合
金組成の鋳塊を３２０〜４１０℃で０．５〜２０ｈ保持
する予備加熱処理したのち、材料温度が４１０℃を越え
ないように制御して熱間圧延を行い、その後、圧下率３
０〜７０％の最終冷間圧延を施すことを特徴とする請求
項１、２記載のレーザー溶接性が良好で、耐加熱フクレ
性に優れたケース成形素材用Ａｌ−Ｍｎ−Ｍｇ系合金板
の製造方法。 - 【請求項４】 請求項１または２記載のアルミニウム合
金組成の鋳塊を３２０〜４１０℃で０．５〜２０ｈ保持
する予備加熱処理したのち、材料温度が４１０℃を越え
ないように制御して熱間圧延を行い、ついで１５％以上
の圧下率の冷間圧延を施し、昇温速度５℃／ｓ以上で３
８０〜５８０℃に加熱し、０〜２００ｓ保持して直ちに
冷却速度５℃／ｓ以上で降温する条件で中間焼鈍を行
い、その後、圧下率３０〜７０％の最終冷間圧延を施す
ことを特徴とする請求項１、２記載のレーザー溶接性が
良好で、耐加熱フクレ性に優れたケース成形素材用Ａｌ
−Ｍｎ−Ｍｇ系合金板の製造方法。 - 【請求項５】 請求項３および４の製造方法に加えて、
最終冷間圧延後に昇温・冷却速度を１０〜１００℃／ｈ
として１６０〜２１０℃で１〜１８ｈの焼鈍を行うこと
を特徴とするレーザー溶接性が良好で、耐加熱フクレ性
に優れたケース成形素材用Ａｌ−Ｍｎ−Ｍｇ系合金板の
製造方法。 - 【請求項６】請求項３および４の製造方法に加えて、最
終冷間圧延後に昇温・冷却速度を５℃／ｓ以上として１
８０〜２６０℃で０〜２００ｓの焼鈍を行うことを特徴
とするレーザー溶接性が良好で、耐加熱フクレ性に優れ
たケース成形素材用Ａｌ−Ｍｎ−Ｍｇ系合金板の製造方
法。
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|---|---|---|---|
| JP31073199A JP3860939B2 (ja) | 1999-11-01 | 1999-11-01 | ケース成形用Ａｌ−Ｍｎ−Ｍｇ系合金板およびその製造方法 |
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|---|---|---|---|
| JP31073199A JP3860939B2 (ja) | 1999-11-01 | 1999-11-01 | ケース成形用Ａｌ−Ｍｎ−Ｍｇ系合金板およびその製造方法 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001131666A true JP2001131666A (ja) | 2001-05-15 |
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ID=18008812
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP31073199A Expired - Fee Related JP3860939B2 (ja) | 1999-11-01 | 1999-11-01 | ケース成形用Ａｌ−Ｍｎ−Ｍｇ系合金板およびその製造方法 |
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Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2004057047A1 (ja) * | 2002-12-19 | 2004-07-08 | Nippon Light Metal Company, Ltd. | 矩形断面電池容器用アルミニウム合金板 |
| JP2007194221A (ja) * | 2007-03-19 | 2007-08-02 | Nippon Light Metal Co Ltd | アルミニウム合金板を用いた矩形断面電池容器の製造方法 |
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